JP4719456B2

JP4719456B2 - 高温ブロー成形用アルミニウム合金板

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Publication number: JP4719456B2
Application number: JP2004359909A
Authority: JP
Inventors: 修野口; 俊康浮穴; 仁風間; 晋拓安永; 鎮横山; 敬一郎中尾
Original assignee: Honda Motor Co Ltd; Nippon Steel Corp; Furukawa Sky Aluminum Corp
Current assignee: Honda Motor Co Ltd; Nippon Steel Corp; Furukawa Sky Aluminum Corp
Priority date: 2004-08-03
Filing date: 2004-12-13
Publication date: 2011-07-06
Anticipated expiration: 2024-12-13
Also published as: US20060035106A1; DE102005036510A1; JP2006070355A

Description

この発明は、自動車部品等として使用される高温ブロー成形用のアルミニウム合金板に関するものである。

自動車部品向けの成形加工板材としては、従来は冷延鋼板を使用することが多かったが、近年は地球温暖化防止等のために自動車部品を軽量化して、自動車の燃費を向上させるとともに排出炭酸ガス量を低減させるなどの目的から、自動車部品向けの成形加工用板材としてアルミニウム合金板が多用されるようになっている。

しかしながらアルミニウム合金のプレス成形性は冷延鋼板と比べて劣るのが通常であり、そのためアルミニウム合金板をプレス成形して自動車部品を製造する場合には、部品全体を一体成形せずに、分割して成形した後に接合する方法や、多段階のプレス成形を適用する等の方法を採らざるを得ず、したがって製造コストの上昇を招いていたのが実情である。

ところでアルミニウム合金板の成形方法の一つとしては、従来から高温ブロー成形法が知られている。この高温ブロー成形法は、アルミニウム合金の延性が増す温度域に加熱した状態でアルミニウム合金素板を型内に配置し、ガス圧を型内に導入してアルミニウム合金素板を型の内面に押し付け、成形する方法である。一般にこのような高温ブロー成形法は、高温域でいわゆる超塑性を示すアルミニウム合金（アルミニウム基超塑性合金）、例えば７４７５合金あるいは５０８３合金などを用い、これらの合金が数１００％以上の大きな超塑性伸びを示す温度域で行なうのが通常であり、超塑性合金を用いた高温ブロー成形によれば、高歪みあるいは複雑形状の成形が可能となり、また通常のプレス成形とは異なり、片側の型のみで成形し得るため、金型に要する費用も削減できるという利点もある。

前述のような高温ブロー成形に適したアルミニウム基超塑性合金板としては、すでに特許文献１〜特許文献４等に示すようなものが提案されている。例えば特許文献１に示される超塑性成形用アルミニウム合金圧延板は、成分組成の調整により高温引張りの伸びが３００％以上と冷延鋼板の伸びを大きく上廻る大きな伸びが得られるとされてはいるものの、その適切な成形条件は、１０^-3／ｓｅｃ以下の低歪み速度とされ、そのため成形に1０分から１００分の長い時間を要することから、自動車部品のような量産には適応し難い問題がある。また特許文献２や特許文献３では、合金成分としてＣｕ等を添加して優れた超塑性特性を発現させることとしているが、Ｃｕは材料の耐食性を大幅に低下させる元素であり、そのため自動車用部品の如く、厳しい耐食性が要求される用途には適用し難い。さらに、特許文献４では、高速成形を目的とした５０８３合金も提案されているが、５０８３合金のような高Ｍｎ、Ｃｒ系の材料では、材料の変形抵抗が大きく、そのため成形時間が長くなって生産性が低くなって自動車部品のような量産品には不向きである。

ところで前述のような従来の超塑性合金においては、一般に成形速度を上げて生産性を向上させる方向で研究が進められているが、本発明者等が実験・検討を重ねたところ、単純に成形時の歪み速度（成形速度）を上げて、例えば１０ ^−２／ｓ以上の高い歪み速度とした場合、成形品の全面に、あるいは局部的に、結晶粒の異常な粗大化が生じることを知見した。この場合、結晶粒は数１００μｍ以上、場合によってはｍｍ単位の大きさまで異常成長してしまうことがあり、そのため成形品の強度や外観上、極めて大きな問題となることが判明した。しかるに従来は、上述のような異常な結晶粒の粗大化現象については全く認識されておらず、そのため当然のことながら、従来技術ではこのような現象に対する防止策を欠いていたのが実情である。そしてこのように結晶粒の異常な粗大化現象の防止策が講じられていない従来技術は、自動車部品など、強度および概観が厳しく要求される用途に適用するには、未だ不充分かつ未完成の技術であったと言わざるを得ない。

特開平７−１９７１７７号公報特開昭５９−１５９９６１号公報特開平１０−２５９４４１号公報特開２００２−１１５２７号公報

前述のように従来提案されている高温引張り伸び数百％の超塑性合金では、生産性を高めるべく成形速度を上げれば、成形中に異常な結晶粒の粗大化が生じ、成形品の強度や外観を損なってしまうおそれがある。

ところで自動車部品等の高温ブロー成形加工の用途では、通常の成形加工用のアルミニウム合金板よりは充分延性が高いことが必要ではあるが、高温引張伸びで数百％もの極端に高い延性（超塑性）は必要ないことが多い。具体的には、板厚減少率にして６５％程度までの延性を有していれば充分であることが多い。

一方、超塑性成形では、粒界すべりによる変形機構に起因して結晶粒界にキャビテーション（キャビティ）が生じやすく、このようなキャビテーションの発生は、延性を阻害するばかりでなく、材料の機械的性質や疲労強度を損なってしまう。そこで超塑性合金では、キャビテーションの発生を防止することが必須であるが、超塑性合金よりも延性が低くて板厚減少率にして６５％程度以下のアルミニウム合金板でも、成形速度を高めた高温ブロー成形時には、キャビテーションが発生するおそれがあると考えられる。

この発明は以上の事情を背景としてなされたもので、前述の各提案の超塑性アルミニウム合金板ほどの延性は必要ない自動車部品等の高温ブロー成形、特に１０ ^−２／ｓ以上の高い歪み速度での高温ブロー成形中において、成形中の結晶粒の異常成長が抑制され、かつキャビテーションの発生も少ない高温ブロー成形用のアルミニウム合金板を提供することを目的とするものである。

前述のような課題を解決するべく、本発明者等が種々実験・検討を重ねた結果、合金の成分組成を適切な範囲内に規制することによって、高温ブロー成形を、１０ ^−２／ｓ以上という従来にない高い歪み速度で行なった場合でも、結晶粒の異常成長が生じず、かつキャビテーションの発生を最小限に抑え得ることを見出し、この発明をなすに至った。

具体的には、請求項１の発明の高温ブロー成形用アルミニウム合金は、４００℃以上５５０℃以下の範囲内の温度において、板厚減少率にして６５％以下の加工度で、歪み速度１０ ^−２／ｓ以上の高速で高温ブロー成形を適用するためのアルミニウム合金板において、Ｍｇ４〜５％（ｍａｓｓ％、以下同じ）、Ｍｎ０．３５〜０．５％（ただし、０．５％を除く）、Ｃｒ０．００１〜０．０５％（ただし、０．０５％を除く）を含み、ＳｉおよびＦｅの合計量が０．６％以下に規制されるとともに、Ｃｕ量が０．１５％以下に規制され、残部Ａｌおよび不可避不純物よりなるアルミニウム合金からなり、４００℃以上５５０℃以下の範囲内の温度で１０^−２／ｓ以上の歪み速度で高温引張変形を与えた際の伸びが１５０％以上で、かつその高温引張変形における１００％引張変形時のキャビテーション面積率が２％以下であって、しかもその高温引張変形時に１００ミクロン以上の粒径の異常結晶粒成長が発生しないことを特徴とするものである。

また請求項２の発明の高温ブロー成形用アルミニウム合金板は、４００℃以上５５０℃以下の範囲内の温度において、板厚減少率にして６５％以下の加工度で、歪み速度１０ ^−２／ｓ以上の高速で高温ブロー成形を適用するためのアルミニウム合金板において、Ｍｇ４〜５％、Ｍｎ０．３５〜０．５％（ただし、０．５％を除く）、Ｃｒ０．００１〜０．０５％（ただし、０．０５％を除く）を含み、ＳｉおよびＦｅの合計量が０．６％以下に規制されるとともに、Ｃｕ量が０．１５％以下に規制され、残部Ａｌおよび不可避不純物よりなるアルミニウム合金からなり、高温ブロー成形を施した際のキャビテーション面積率が２％以下であり、かつその高温ブロー成形中に１００ミクロン以上の粒径の異常結晶粒成長が発生しないことを特徴とするものである。

この発明の高温ブロー成形用アルミニウム合金板によれば、高温ブロー成形を、１０ ^−２／ｓ以上という高い歪み速度で高速で行なっても、成形中における結晶粒の異常成長が生じず、またキャビテーションの発生も少なく、したがって自動車部品等の高温ブロー成形に適用すれば、外観特性や静的強度、疲労特性の優れた部品を得ることができる。

本発明者等が成形時の歪み速度の大きい高温ブロー成形について種々実験・検討を重ねたところ、特に１０ ^−２／ｓ以上という高い歪み速度での高速の高温ブロー成形中の結晶粒の異常な粗大化は、従来の一般的な超塑性合金についての成形時間の長い成形条件下での結晶粒成長とは異なった現象であることを見出した。ここで、高温ブロー成形時に異常成長した結晶粒の断面組織写真を図１に例示する。図１に示される組織は、部分的に結晶粒異常成長が生じたものであり、その異常成長した結晶粒は３５０μｍ以上の径であって、正常な結晶粒と比較して１０倍以上ものサイズの粗大な結晶粒となっている。そしてブロー成形を行なわずに単に加熱のみを与えた場合には、このような異常結晶粒成長は生じないことが確認されている。そしてこのような知見から、本発明者等は、高温ブロー成形を従来にない短時間で行なうためには、結晶粒の異常成長の防止が重要なポイントになることを認識し、その認識に基いて、短時間の高温ブロー成形中に結晶粒の異常成長を生じさせないような合金元素の最適範囲とそのメカニズムを検討し、この発明をなすに至った。なおここで、成長した結晶粒の径が１００μｍ未満では、成形品の強度や外観をさほど損なうことなく、したがってこの発明では、１００μｍ以上の径に成長した場合に“異常成長”と称することとした。

この発明では、高温ブロー成形用のアルミニウム合金板の成分組成として、特にＭｇ４〜５％、Ｍｎ０．３５〜０．５％、Ｃｒ０．００１〜０．０５％を含み、ＳｉおよびＦｅの合計量（Ｓｉ＋Ｆｅ）を０．６％以下に規制するとともに、Ｃｕ量を０．１５％以下に規制し、残部がＡｌおよび不可避不純物よりなる組成を選択することによって、歪み速度１０ ^-2 ／ｓｅｃ以上という高歪み速度での高温ブロー成形中における結晶粒の異常成長を防止することができ、またキャビテーションの発生も少なくすることができることを見出したのである。

次にこの発明における成分組成の限定理由を説明する。

Ｍｇ：
Ｍｇは、アルミニウム合金板における高温での延性を支配する元素であり、また同時に製品板の常温での強度を付与するにも有効な元素である。Ｍｇ量が４％未満では、高温ブロー成形時において充分な延性が得られず、かつ常温強度も不充分となる。一方Ｍｇ量が５％を越えれば、圧延性、とりわけ熱間圧延性が低下して、熱間圧延中における割れの発生が顕著となり、そのため材料歩留りが低下して自動車用材の如くコストを重視する用途には不適当となる。またＭｇ量が５％を越えれば、高温ブロー成形時における変形抵抗が高くなって、成形時間が長くなり、生産性が低下してしまう。したがってＭｇ量は４〜５％の範囲内に規制することとした。

Ｍｎ：
Ｍｎは高温での熱処理時および高温ブロー成形時において結晶粒を安定化させる元素である。Ｍｎ量が０．３５％未満では、上述のような結晶粒安定化効果が不充分であって、熱処理時あるいは高温ブロー成形時に結晶粒が粗大化し、その結果材料の均一変形を妨げ、かつ製品外観を低下させ、さらには常温での強度・疲労強度を低下させてしまう。一方Ｍｎ量が０．５％以上となれば、高温ブロー成形時における変形抵抗が高くなって成形時間が長くなり、生産性が低下するばかりでなく、高歪み速度変形中に導入された歪みによる再結晶を部分的に抑制する作用が高まり、これにより異常結晶粒成長を促進してしまう。そこでＭｎ量は０．３５〜０．５％の範囲内（ただし、０．５％を除く）に規制することとした。

Ｃｒ：
ＣｒもＭｎと同様に高温での熱処理時および高温ブロー成形時において結晶粒を安定化させる元素である。Ｃｒが０．００１％未満では、このような結晶粒安定化効果が不充分であって、熱処理時あるいは高温ブロー成形時に結晶粒が粗大化し、その結果材料の均一変形を妨げ、かつ製品外観を低下させ、さらには常温での強度・疲労強度を低下させてしまう。一方Ｃｒ量が０．０５％以上となれば、高温ブロー成形時の変形抵抗が高くなって成形時間が長くなり、生産性が低下するばかりでなく、高歪み速度変形中に導入された歪みによる再結晶を部分的に抑制する作用が高まり、そのため異常結晶粒成長を促進してしまう。そこでＣｒ量は０．００１〜０．０５％の範囲内（ただし、０．０５％を除く）に規制することとした。

Ｓｉ＋Ｆｅ：
ＳｉおよびＦｅの合計量が０．６％を越えれば、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系の金属間化合物量が多量に生成されて、成形後のキャビテーションが増加してしまう。そこでＳｉ＋Ｆｅは０．６％以下に規制することとした。

Ｃｕ：
Ｃｕは常温での強度を向上させる元素であるが、同時に耐食性を著しく低下させる。とりわけ高温ブロー成形の場合の如く、成形後に放冷される場合には、その冷却中に結晶粒界にＣｕが粗大析出して、粒界腐食性、糸錆性を低下させてしまう。特にこれらの現象はＣｕ量が０．１５％を越えた場合に生じやすくなる。そこでＣｕ量は０．１５％以下に規制することとした。

以上の各合金元素に対する残部は、基本的にはＡｌおよび不可避不純物とすれば良い。但し、通常のアルミニウム合金においては、鋳塊結晶粒微細化のためにアルミニウム合金の鋳造時にＴｉを添加することが多く、この場合のＴｉは、一般にＡｌ−Ｔｉ、Ａｌ−Ｔｉ−ＢもしくはＡｌ−Ｔｉ−Ｃとして添加されるのが通常である。この発明の場合もＴｉは一般的な範囲である０．００１〜０．１％添加されていても良く、またＴｉと同時に０．０００１〜０．０５％のＢもしくはＣの一方または双方が添加されても良い。またＡｌ−Ｍｇ系合金においては、表面酸化防止のためにＢｅを添加することがあるが、この発明の場合もＢｅを０．０００１〜０．０１％添加しても特に支障はない。

以上のようなこの発明の高温ブロー成形用アルミニウム合金板は、後に改めて説明するように、４００〜５５０℃の範囲内の温度で板厚減少率６５％以下の高温ブロー成形が施されるものであり、またその高温ブロー成形を短時間で行なうために、歪み速度１０^-2／ｓｅｃ以上の速度での成形を行なうが、この発明の高温ブロー成形用アルミニウム合金板では、上述のような高い歪み速度での短時間での高温ブロー成形でも、成形中における結晶粒の異常成長は生じず、またキャビテーションの発生を最小限に抑えることができる。

ここで、アルミニウム合金板の高温成形性や高温ブロー成形時の結晶粒異常成長、およびキャビテーションの発生の評価は、高温引張試験によって評価することができ、そこでこの請求項１に係る発明においては、４００〜５５０℃の範囲内の温度における高温引張試験による試験結果にて高温ブロー成形用アルミニウム合金板の性能を評価することとした。具体的には、４００℃以上５５０℃以下の範囲内の温度で１０^-2／ｓ以上の歪み速度で高温引張変形を与えた際の伸びが１５０％以上で、かつその高温引張変形における１００％引張変形時のキャビテーション面積率が２％以下であって、しかもその高温引張変形時に１００ミクロン以上の粒径の異常結晶粒成長が発生しないことと規定した。

また具体的な高温ブロー成形時における評価項目を請求項２の発明で規定した。具体的には、４００℃以上５５０℃以下の範囲内の温度で板厚減少率にして６５％以下の高温ブロー成形を施した際のキャビテーション面積率が２％以下であり、かつその高温ブロー成形中に１００ミクロン以上の粒径の異常結晶粒成長が発生しないことと規定した。

この発明の高温ブロー成形用アルミニウム合金板の製造方法は特に限定されるものではないが、以下の方法を適用することが望ましい。

すなわちＤＣ鋳造後、４５０℃〜５５０℃の範囲内の温度で均質化処理を施し、熱間圧延で９８％以上の圧延を施し、引続き冷間圧延で５０％以上の圧延を施す。ここで、熱間圧延後あるいは冷間圧延の中途で圧延性改善のための中間焼鈍を行なっても良い。冷間圧延終了後は、冷間圧延のまま高温ブロー成形に供しても良く、また高温ブロー成形前に再結晶熱処理としての焼鈍を行なっても良い。この場合の焼鈍方法は、電磁加熱、通電加熱、赤外線加熱、熱風加熱あるいは高温の物体への接触による加熱など、特に限定されるものではないが、初期再結晶粒を微細に揃えるためには、５℃／秒以上の急速加熱を適用することが好ましい。

以上のようなこの発明の高温ブロー成形用アルミニウム合金板に対して実際に高温ブロー成形を行なうにあたっては、前述のようにブロー成形温度を４００〜５５０℃の範囲内、またブロー成形後の加工度は６５％以下とする。またその高温ブロー成形における歪み速度は１０^-2／ｓｅｃ以上とする。

これらの高温ブロー成形条件を次に説明する。

先ず高温ブロー成形における成形温度が４００℃未満では、材料の変形抵抗が高くなるとともに延性も低下するため、高速なブロー成形が困難となる。また成形温度が５５０℃を越えれば、局所的に液状化が生じるためキャビテーションが増加し、最悪の場合はブロー成形中に破裂してしまうおそれがあり、さらには局所的な異常結晶粒成長が促進されてしまう。したがってブロー成形温度は４００〜５５０℃の範囲内とした。

また高温ブロー成形の加工度は、板厚減少率にして６５％までとする。板厚減少率が６５％を越えれば、局部的に破裂して成形できなくなるおそれがある。この発明では、いわゆる超塑性のように数１００％の成形は目的としておらず、通常の自動車部品程度の成形では板厚減少率６５％までで充分である。一方、通常の自動車部品のブロー成形では、通常は板厚減少率にして４０％以上の加工度が望まれるが、変形量が大きくなるほどキャビテーションも増大する。そこでキャビテーションの指標として、既に述べたように板厚減少率６５％までの高温ブロー成形時のキャビテーション面積率を２％以下に抑えることとしている。キャビテーション面積率が２％を越えれば、成形後の特性、例えば静的強度や疲労特性を大きく劣化させる。

さらに、高温ブロー成形における歪み速度は、１０^-2／ｓｅｃ未満では従来の超塑性合金を用いての成形と比較し、成形時間を短くして生産性を高める効果が得られないから、初期の目的達成のためには歪み速度１０^-2／ｓｅｃ以上の高速で高温ブロー成形を行なうことが必要である。

以下にこの発明の実施例を比較例とともに示す。なお以下の実施例はこの発明の効果を実証するためのものに過ぎず、各実施例に記載されている条件がこの発明の範囲を制限するものではないことはもちろんである。

実施例１
表１の合金符号ａ〜ｈに示す組成の各合金について、常法により溶製してＤＣ鋳造し、得られた厚み５５０ｍｍのＤＣ鋳塊を４８０℃で均質化処理した後、圧延率９９％の熱間圧延を施し、板厚１．５ｍｍまで冷間圧延（冷間圧延率７０％）を施した。冷間圧延後は、一部のもの（表２の試験番号１３〜１５、表３の成形番号１３〜１５に相当する材料）については、その後に再結晶熱処理を行なわずに冷間圧延上がりのままとし、残りのもの（表２の試験番号１〜１２、表３の成形番号１〜１２に相当する材料）については、再結晶熱処理を５００℃の連続焼鈍ライン（加熱速度は１５℃／秒）によって施した。

以上のようにして得られたアルミニウム合金板（製品板）から引張試験片（標点間距離１５ｍｍ）を切出し、種々の温度、種々の歪み速度で高温引張試験を行ない、伸びを調べるとともに、１００％伸び時におけるキャビテーション面積率を調べた。その結果を表２に示す。

表２に示されるように、この発明の成分組成範囲内の合金ａでは、４００〜５５０℃の範囲内の温度で引張試験を行なった場合（試験番号１〜３、１３〜１５）に１０^−１／秒の高速引張でも高い伸びが得られた。これに対してこの発明範囲内の合金ａでも、引張温度が４００℃より低い場合（試験番号４）は伸びが低く、一方引張温度が５５０℃を越える場合（試験番号５）は、伸びは高いもののキャビテーション面積率が増加した。また一方、Ｍｎ量やＭｇ量が少ない場合（合金ｂ、ｇ）、またＦｅ＋Ｓｉ量が多い場合（合金ｅ）も伸びが低くなった。なおＭｎ量やＣｒ量、Ｃｕ量、Ｍｇ量が高い場合（合金ｃ、ｄ、ｆ、ｈ）は、引張試験時の伸びやキャビテーション面積率に特に劣るものは見られなかった。

実施例２
実施例１により得られた各材料からそれぞれブロー成形試験片（一辺が２００ｍｍの正方形）を切出し、４８０℃に加熱したφ１００ｍｍの金型を用いて高温ブロー成形を行なった。ブロー成形性としては、破断時の最小板厚を測定して板厚減少率を算出した。また成形品の結晶粒は、王水エッチングによるマクロ表面組織観察および一部は断面ミクロ観察により確認し、さらに破断時のキャビテーション面積率を調べた。その結果を表３に示す。

表３に示すように、この発明の成分組成範囲内の合金ａを４００〜５５０℃の範囲内の温度でブロー成形した場合（成形番号１〜３、１３〜１５）には、成形時間とともに破断時の板厚減少は大きくなるが、わずか４分の成形でも充分な板厚減少率が得られた。一方ブロー成形温度が低い場合（成形番号４）は、板厚減少率が少ない時点で破断が生じてしまった。またブロー成形温度が高過ぎた場合（成形番号５）には、板厚減少率は大きいもののキャビテーション面積率が著しく大きくなってしまった。さらに、Ｍｎ量やＭｇ量が少ない場合（合金ｂ、ｇ）、またＦｅ＋Ｓｉ量が多い場合（合金ｅ）もブロー成形時の破断時の板厚減少率が４０％以下となって、複雑形状の部品成形に耐えられないことが判明した。一方Ｍｎ量やＣｒ量、Ｍｇ量が高過ぎた場合（合金ｃ、ｄ、ｈ）は、ブロー成形性は本発明合金と同様に良好であったが、局部的に異常結晶粒成長が生じてしまった。なおＣｕ量が多い場合（合金ｆ）は、ブロー成形性は良好で、かつ異常結晶粒成長の発生もなかった。

実施例３
実施例２において板厚減少率が４５％以上と良好だった材料（合金ａ、ｃ、ｄ、ｆ：但しいずれも冷間圧延後に再結晶熱処理を行なったもの）について、図２に示す形状の金型を用いて雌型ブロー成形を行なった。なおブロー成形後の底部平坦部の板厚減少率は４１％〜４３％である。

ブロー成形後の成形品の底部対角線位置からＪＩＳ１３Ｂ号引張試験片を採取し、引張試験により成形後の常温機械的性質を測定した。また成形品の底部から耐食性評価サンプルを採取し、耐食性試験を行った。なおこの耐食性試験は「３５℃、塩水噴霧（５％ＮａＣｌ）下で１日間→４０℃、８５％ＲＨ下で５日間→室内放置１日間」を１サイクルとして、８サイクル後に最大糸錆長さ（ｍｍ）を調べ、最大糸錆長さが１．５ｍｍ以下を良好と判断した。さらに疲労特性を調べるため、成形品の底部対角線位置から図３に示す形状のサンプルを切り出し、繰り返し速度３０Ｈｚで軸疲労試験を行い、破断までの繰り返し数１０^７回以上と応力を測定した。これらの結果を表４に示す。

表４に示すように、この発明の合金ａについて４００〜５５０℃の範囲内の温度でブロー成形した場合（成形番号２１〜２３）のブロー成形後の常温機械的性質は、ブロー成形を行なっていない元板とほぼ同等であった。一方５６０℃の高温でブロー成形してキャビテーションが多く発生した場合（成形番号２４）は、ブロー成形後の常温機械的性質は劣化した。一方Ｍｎ量、Ｃｒ量の多い材料（合金ｃ、ｄ）を用いた場合は、異常粒成長を起こすため、ブロー成形後の常温機械的性質は劣化した。またＣｕ量の多い材料（合金ｆ）についてはブロー成形後の常温機械的性質はほとんど変わらないが、耐食性は劣っていた。さらに疲労特性については、この発明の合金について４００〜５５０℃の範囲内の温度でブロー成形した場合（成形番号２１〜２３）、１０^７回疲労強度は元板と同等であったが、５６０℃でのブロー成形によりキャビテーションの多く発生した場合（成形番号２４）は、ブロー成形後の１０^７回疲労強度が低下した。Ｍｎ量、Ｃｒ量の多い材料（合金ｃ、ｄ）を用いた場合は、異常粒成長を起こしたため、ブロー成形後の１０^７回疲労強度が低下した。

高温ブロー成形時における結晶粒の異常成長を説明するための合金組織断面写真（倍率１００倍）である。実施例３において適用したブロー成形の金型を示す略解図である。実施例４において採取した疲労試験片を示す略解図である。

Claims

４００℃以上５５０℃以下の範囲内の温度において、板厚減少率にして６５％以下の加工度で、歪み速度１０ ^−２／ｓ以上の高速で高温ブロー成形を適用するためのアルミニウム合金板において；
Ｍｇ４〜５％（ｍａｓｓ％、以下同じ）、Ｍｎ０．３５〜０．５％（ただし、０．５％を除く）、Ｃｒ０．００１〜０．０５％（ただし、０．０５％を除く）を含み、ＳｉおよびＦｅの合計量が０．６％以下に規制されるとともに、Ｃｕ量が０．１５％以下に規制され、残部Ａｌおよび不可避不純物よりなるアルミニウム合金からなり、４００℃以上５５０℃以下の範囲内の温度で１０^−２／ｓ以上の歪み速度で高温引張変形を与えた際の伸びが１５０％以上で、かつその高温引張変形における１００％引張変形時のキャビテーション面積率が２％以下であって、しかもその高温引張変形時に１００ミクロン以上の粒径の異常結晶粒成長が発生しないことを特徴とする、高温ブロー成形用アルミニウム合金板。
４００℃以上５５０℃以下の範囲内の温度において、板厚減少率にして６５％以下の加工度で、歪み速度１０ ^−２／ｓ以上の高速で高温ブロー成形を適用するためのアルミニウム合金板において；
Ｍｇ４〜５％、Ｍｎ０．３５〜０．５％（ただし、０．５％を除く）、Ｃｒ０．００１〜０．０５％（ただし、０．０５％を除く）を含み、ＳｉおよびＦｅの合計量が０．６％以下に規制されるとともに、Ｃｕ量が０．１５％以下に規制され、残部Ａｌおよび不可避不純物よりなるアルミニウム合金からなり、高温ブロー成形を施した際のキャビテーション面積率が２％以下であり、かつその高温ブロー成形中に１００ミクロン以上の粒径の異常結晶粒成長が発生しないことを特徴とする、高温ブロー成形用アルミニウム合金板。